鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料界面強化方法研究現(xiàn)狀與展望

吳遠兵, 辜誠*,2,3, 彭韋力, 田增輝, 趙建華*,2,3

(1.重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400045；2.重慶大學(xué) 國家鎂合金工程研究中心，重慶 400044；3.重慶大學(xué) 高端裝備鑄造技術(shù)全國重點實驗室，重慶 400044)

鎂合金作為目前最輕的金屬材料，比強度和比剛度高，是一種滿足輕量化要求的理想金屬材料，同時鎂合金具有易回收、優(yōu)異的阻尼性能和機械加工性等優(yōu)勢[1]而被廣泛應(yīng)用于交通運輸、電子通訊、航空航天等領(lǐng)域，被譽為“21 世紀綠色工程金屬材料”[2-5]。然而，其較低的絕對強度、高溫強度和耐蝕性差等缺點限制了鎂合金的應(yīng)用[6]。隨著制造業(yè)不斷面向高端化發(fā)展，單一材料由于綜合性能的不足很難滿足特定環(huán)境的應(yīng)用要求。與鎂合金相比，鈦合金具有優(yōu)異的耐蝕性、更高的比強度、良好的耐熱性和低溫性能，同時也是一種良好的輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料[7]。但由于其冶煉和加工成本較高，鈦合金主要應(yīng)用于航空航天、石油化工和深海等高科技領(lǐng)域[8]。鈦合金與鎂合金在性能及經(jīng)濟方面互補性很強，鈦/鎂異種雙金屬的復(fù)合構(gòu)件能夠兼具鈦、鎂雙金屬的優(yōu)點，同時彌補了單一材料性能上的不足，能夠成為輕量化結(jié)構(gòu)材料的首選。實現(xiàn)鈦/鎂雙金屬的可靠連接具有重要的研究意義和應(yīng)用前景。

但鈦、鎂的連接具有以下問題：由Mg-Ti 二元相圖可知[9]，鈦在鎂中的最大固溶度僅為0.00043at%且兩者生成焓為正[10]；熔點相差大(鈦熔點：1 668℃，鎂熔點：649℃)，同時鎂的沸點低(1 090℃)，二者很難同時處于熔融態(tài)；鎂、鈦之間熱導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)等熱物理性能差異較大[11]。因此，常規(guī)的連接方法難以實現(xiàn)這兩種金屬的可靠復(fù)合。復(fù)合材料的界面結(jié)合性能是決定復(fù)合材料整體性能的關(guān)鍵，界面強化一直是復(fù)合材料領(lǐng)域研究的熱點。實現(xiàn)鈦、鎂雙金屬連接關(guān)鍵在于如何改善界面反應(yīng)。因此，國內(nèi)外研究者在各自的領(lǐng)域內(nèi)對鈦/鎂雙金屬的復(fù)合和界面強化方法展開了大量研究，也取得了一定的進展。

為此，本文介紹了目前鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料的復(fù)合方法，并分析了在各自工藝條件下界面組織的演變對界面結(jié)合強度的影響，列舉了在不同復(fù)合方法下，采用不同界面強化方法時界面的結(jié)合強度，歸納了鈦/鎂雙金屬中間層金屬的選擇原理和界面結(jié)合的機制，并對鈦/鎂雙金屬界面強化的后續(xù)研究進行展望。

1 鈦/鎂雙金屬復(fù)合方法

針對物理性質(zhì)差異大的鈦、鎂異種金屬，其復(fù)合方法主要包括焊接、熱軋、鑄造、熔體浸滲和粉末冶金等。盡管這些工藝方法的原理不盡相同，但借助過渡金屬來改善鈦/鎂雙金屬的界面反應(yīng)條件，進而實現(xiàn)界面的冶金結(jié)合，是這些方法所共有的特點。

1.1 焊接復(fù)合

與其他異種金屬的焊接方法類似，鈦/鎂異種金屬的焊接方法主要包括熔化焊、壓力焊和釬焊，主要通過添加焊絲和中間層金屬來改善鈦/鎂的界面反應(yīng)，從而實現(xiàn)焊接復(fù)合。

1.1.1 熔化焊

熔化焊是通過施加外場能量使母材接頭被加熱到熔化溫度以上，它們在液態(tài)下相互熔合，冷卻時便凝固在一起。鈦/鎂雙金屬的熔化焊接主要包括電弧焊和激光焊。其中，電弧焊主要是采用冷金屬過渡焊接技術(shù)(Cold metal transfer，CMT)和鎢極惰性氣體保護焊(Tungsten inert gas welding，TIG)。CMT 是一種無飛濺焊接過程，可控制焊接熱輸入的新型弧焊方法[12]，用于鈦/鎂合金焊接時，焊接熱可控，會減少鎂合金在焊接過程中的燒損。Cao 等[13]將AZ61 (A 代表Al，Z 代表Zn，61 代表Al 和Zn 的含量分別為6wt%和1wt%) 作為焊絲，采用CMT 焊接了AZ31B (字母B 表示第二種AZ31鎂合金)和TA2 鈦合金(T 代表鈦合金，A 代表純鈦)，研究了接頭順序?qū)缑娼M織和力學(xué)性能的影響。研究表明，在不同的搭接順序下，接頭界面組織均由Ti3Al、Mg17Al12和Mg0.97Zn0.03組成，接頭剪切實驗結(jié)果表明，鎂上鈦下的搭接形式下接頭的拉剪強度為262 N/mm，高于鈦上鎂下搭接順序下接頭的拉剪強度 228 N/mm (接頭的拉剪強度定義為拉伸載荷(N)與試樣寬度(mm)的比值)，這是由于不同的搭接順序?qū)е骡伜辖鸷秃附z材料在液相中相對含量不同。此外，鎂合金母材中的Al 和Zn 元素及焊絲材料中的Mg 元素在界面處的擴散行為對Ti3Al、Mg17Al12和Mg0.97Zn0.03相的生成有重要影響，也是接頭形成冶金連接的重要因素；王濤[14]則采用AZ92 作為焊絲，研究了AZ31B 和TA2 的CMT 焊接，力學(xué)性能實驗結(jié)果表明，鈦下鎂上非一元線性CMT 程序下得到的接頭強度為243 MPa，鈦上鎂下搭接形式下，一元線性和非一元線性CMT 程序下的接頭強度分別為193 N/mm和200 N/mm。顯微組織分析發(fā)現(xiàn)焊縫鎂合金一側(cè)區(qū)域主要由鎂的固溶體α-Mg、鎂鋁金屬間化合物Mg17Al12、粒狀的Mg17Al(Zn)12及少量的Mg0.97Zn0.03組成，純鈦一側(cè)的焊縫主要由金屬間化合物Ti3Al 和Mg17Al12組成，說明焊接過程中，Ti 原子在界面處的擴散是實現(xiàn)鎂/鈦界面冶金連接的一個重要因素。王岑等[15]采用ABAQUS 軟件對Ti/Mg 異種金屬CMT 焊的溫度場進行模擬分析，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在Mg/Ti 雙金屬材料CMT 焊接中，Mg側(cè)升溫、降溫速率均高于Ti 側(cè)，達到的峰值溫度也高于Ti 側(cè)，因此適當提高送絲速度可以有效提高CMT 焊接過程中產(chǎn)生的焊接熱，從而加大界面處Ti 原子的擴散程度。車洪艷等[16]對鈦/鎂雙金屬冷金屬過渡焊的溫度場和應(yīng)力場進行了有限元模擬，研究表明Mg 側(cè)溫度變化較大，鈦/鎂兩側(cè)溫度場分布不對稱，同樣表明送絲速度對接頭成形有重要影響，在接頭完全冷卻后，焊縫兩側(cè)最大殘余拉壓應(yīng)力值基本相等。

TIG 是利用焊件與鎢極之間產(chǎn)生的電弧熱為熱源，使低熔點的焊絲或者母材熔化并形成接頭的一種焊接方法。Xu 等[17]以AZ31B 作為焊絲，采用TIG 焊連接了純鈦和AZ31B 鎂合金，研究發(fā)現(xiàn)接頭熔合區(qū)晶粒粗大，且有大量的Mg17Al12脆性相組成，從而惡化了接頭性能。為進一步提高接頭性能，Xu 等[18]在TIG 焊過程中引入了超聲振動來對界面組織晶粒進行細化，對界面處顯微組織分析發(fā)現(xiàn)，當超聲波功率達到1.2 kW 時，鎂合金一側(cè)的α-Mg 的晶粒尺寸由200 μm 減小到了50 μm，形貌也由柱狀晶細化為近似等軸晶，此時的接頭強度達到最高，為228 N/mm。相比在不采用超聲振動的基礎(chǔ)上提高18.1%，說明界面處組織的晶粒細化可以有效提升接頭的焊接性能。

激光焊 (Laser welding，LW) 是利用聚集的激光束作為能源轟擊焊件所產(chǎn)生熱量，使母材金屬或釬料中低熔點的材料發(fā)生熔化然后與高熔點金屬進行連接。Gao 等[19]采用激光焊焊接了TC4/AZ31B雙金屬，研究了激光束偏移量、接頭性能和連接機制之間的關(guān)系。結(jié)果表明，激光束在AZ31B 一側(cè)距焊縫的最佳偏移量的范圍為0.3～0.4 mm，在熔合區(qū)觀察到層狀和顆粒狀的富Ti 相混合物，當偏移距離小于0.4 mm 時，界面由機械結(jié)合轉(zhuǎn)變?yōu)橐苯鸾Y(jié)合。當偏移量為0.3 mm 時，熔合區(qū)內(nèi)反應(yīng)層主要由顆粒狀的α-Ti、α-Mg 和片狀的Mg17Al12組成，厚度約為6.2 μm，如圖1 所示，此時接頭拉伸強度最高為266 MPa。界面反應(yīng)層寬度和接頭抗拉強度隨著激光束距焊縫偏移量的增加而減小。

圖1 鈦-鎂接頭宏觀、微觀形貌及EDS 線掃描結(jié)果：((a), (c), (e)) ΔD=0.3 mm；((b), (d), (f)) ΔD=0.5 mm[19]Fig.1 Macrostructure, microstructure and EDS line scan result of Mg/Ti joint:((a), (c), (e)) ΔD=0.3 mm; ((b), (d), (f)) ΔD=0.5 mm[19]

為防止焊接過程中鎂合金的汽化導(dǎo)致焊縫填充不足，Gao 等[20]在采用激光焊接時，將AZ31B作為焊絲，焊接了TC4/AZ31B 雙金屬。研究表明當激光束偏向鎂合金一側(cè)0.2 mm 時，熔合區(qū)才會出現(xiàn)均勻的焊縫，此時接頭抗拉強度可到200 MPa (AZ31B 抗拉強度的85.1%)，斷裂均發(fā)生在Ti 熔合區(qū)的界面層，當激光束偏移距離從0.2 mm 增加到0.3 mm 或者激光功率減少到1.2 kW 時，接頭的界面由半冶金結(jié)合轉(zhuǎn)變?yōu)闄C械結(jié)合；Tan 等[21]則將更高Al 含量的AZ91 作為填充焊絲，采用激光焊焊接了TC4/AZ31B 雙金屬。焊縫外觀良好，無明顯的缺陷。焊接過程中焊絲里面的Al 原子發(fā)生擴散與Ti 反應(yīng)生成了約1.5 μm厚的超薄反應(yīng)層，經(jīng)過透射電鏡鑒定界面冶金產(chǎn)物主要為Ti3Al 化合物[22]，此時接頭的拉剪強度為206 N/mm (50%鎂合金母材)。通過對剪切試樣斷口分析發(fā)現(xiàn)在Ti 一側(cè)有附著的Ti3Al 化合物，阻礙了裂紋的擴展路徑，進而提高了界面結(jié)合強度，這與采用AZ61 焊絲得到的結(jié)果一致[13]。此外，檀財旺等[23-25]通過添加純Al 作中間層金屬后對鎂/鈦雙金屬進行激光焊接，并通過熱力學(xué)分析了Al原子的擴散行為[23]，結(jié)果表明界面處的Ti-Al 化合物具有負的吉布斯自由能(Gm)，而Al 原子更傾向于往Ti 原子所在的區(qū)域擴散，從而實現(xiàn)了具有Mg-Al-Ti 化合物的冶金結(jié)合界面。此外，Tan 等[26-27]還在TC4 表面電沉積Ni 后，采用激光焊焊接了AZ31B 和TC4 雙金屬。研究了激光功率對界面組織演變和力學(xué)性能的影響[26]，并通過熱力學(xué)計算闡明了界面的形成機制[27]。研究表明，Ni 涂層能顯著提高熔融鎂合金焊絲在鈦板上的潤濕性，在激光功率為1 300～1 700 W 范圍內(nèi)時，可獲得無明顯缺陷的接頭。界面冶金產(chǎn)物主要為Ti3Al、Al-Ni 二元相和Mg-Al-Ni 三元相，界面層厚度隨著激光功率的增加而變緩；當功率為1 300 W 時，接頭的拉剪強度最高，為239 N/mm (88.5%鎂合金母材)，此時接頭界面的顯微組織如圖2 所示，進一步增加激光功率，熔融焊絲在鈦基板上的接觸面積增大，由于大量的脆性金屬間化合物生成，導(dǎo)致界面結(jié)合強度降低，當激光功率超過1 700 W時，鎂合金出現(xiàn)嚴重的燒損和蒸發(fā)。熱力學(xué)計算表明[27]，在低熱輸入條件下，Al 原子擴散速度大于Ni 原子，在界面處同時生成Ti3Al、Ti2Ni；在高熱輸入條件下，Ni 原子擴散速度大于Al 原子，且擴散時間比Al 原子更長，故Ti2Ni 析出相的比例增加；在熔合區(qū)，Mg-Al-Ni 吉布斯自由能最低故總能自發(fā)生成。

圖2 鈦-鎂接頭界面顯微組織及EDS 能譜面掃描結(jié)果(激光功率1 300 W)[26]Fig.2 Microstructure and EDS line scan results of Ti-Mg joints (Laser power of 1 300 W)[26]

Zhang 等[28]在TC4 合金表面電鍍Cu，然后和AZ31B 鎂合金進行激光焊接，研究了激光功率對接頭組織和性能的影響。研究表明：當激光功率在1 300～1 500 W 時，TC4/AZ31B 接頭無明顯缺陷；接頭的結(jié)合強度隨著激光功率的增加先增加后減小，當激光功率為1 300 W 時，接頭的最大拉剪強度為231 N/mm (85.7%鎂合金母材)，此時界面反應(yīng)產(chǎn)物主要由Ti-Al、Ti2(Cu, Al)、α-Mg+Mg2Cu共晶組織和Mg-Cu 共晶組織組成。熱輸入決定了原子的擴散速度和范圍，進而決定了界面層厚度和冶金產(chǎn)物的類型、大小和數(shù)量。

1.1.2 壓力焊

壓力焊接是指利用壓力將雙金屬接觸，有時不加熱，或者加熱到接頭的高塑性狀態(tài)，甚至使接頭的表面薄層熔化[21]。鈦/鎂雙金屬的壓力焊主要包括固態(tài)擴散焊、攪拌摩擦焊(Friction stirwelding，F(xiàn)SW)、電阻點焊、爆炸焊、超聲波焊。

Yao 等[29]采用真空固態(tài)擴散焊連接鈦/鎂雙金屬時，在高溫高壓的環(huán)境下，使AZ91 中的Al 原子與TA2 合金中的Ti 原子發(fā)生擴散反應(yīng)，制備了無中間層的Ti/Mg 雙金屬。研究表明通過420℃/3 h 的擴散反應(yīng)時間，在界面處形成了連續(xù)致密的Al3Ti+Ti3Al 雙相結(jié)構(gòu)，另外還有Al3Mn 納米相和Mg17Al12化合物生成，形成了冶金結(jié)合界面。此時接頭抗拉強度為89 MPa。

Gogheri 等[30]采用旋轉(zhuǎn)摩擦焊接的方法連接純鈦和AZ31 鎂合金，用以制備骨科螺釘。研究表明在旋轉(zhuǎn)速度為1 300 r/min 時，焊接接頭的抗拉強度和剪切強度最高分別為173 MPa 和103 MPa，斷裂發(fā)生在界面層的Ti3Al 相區(qū)域，且具有良好的生物相容性，細胞活力可達98.12%；高興國[31]采用攪拌摩擦焊焊接了純鈦與AZ31 合金，研究了攪拌頭位置對接頭性能的影響，結(jié)果表明，攪拌頭位置對焊縫性能有很大影響，當偏向鈦側(cè)1.2 mm時可得到抗拉強度為156 MPa 的接頭，顯微組織研究發(fā)現(xiàn)靠鈦側(cè)有一層薄的富Al 層，且斷口發(fā)生在鎂合金的攪拌區(qū)，因此Al 元素對鎂鈦接頭的性能有影響。界面處Al 元素含量也不是越多越好。為探究界面處Al 元素含量對接頭性能的影響，Aonuma 等[32]使用攪拌摩擦焊分別焊接了純鈦與AZ31B、AZ61A、AZ91D 這3 種Al 含 量 不 同 的 鎂合金板。3 種接頭界面元素分布如圖3 所示，界面層反應(yīng)的寬度隨著鎂合金母材中Al 元素含量的上升而逐漸增加，接頭的力學(xué)性能反而逐漸下降，表明Ti-Al 金屬間化合物的厚度影響接頭強度。

圖3 不同Al 元素含量時Ti/Mg 接頭處界面形貌和線掃描結(jié)果[32]Fig.3 Interface morphology and line scanning results of Ti/Mg joints with different Al content[32]

為抑制Ti-Al、Mg-Al 金屬間化合物的生成，提高接頭的力學(xué)性能，Aonuma 等[33]利用AMCa602(M 代表Mn、602 代表元素Al、Mn 和Ca 的含量為6wt%、0.13wt%和2wt%)和AM60 兩種鎂合金分別與純鈦進行摩擦焊焊接，主要研究Ca 元素對金屬間化合物生成的影響。研究表明：使用AM60 鎂合金時，界面主要生成TiAl3金屬間化合物，界面層厚度約為2 μm。使用AMCa602 鎂合金時，界面層主要由含Ca 的化合物和極薄的富Al、Ti 化合物層組成。接頭拉伸力學(xué)性能測試結(jié)果表明AMCa602/Ti 接頭結(jié)合強度更高，主要原因是鎂合金母材中生成的Al2Ca 阻礙了Al 元素向界面擴散，減少了Al-Ti 金屬間化合物反應(yīng)層的厚度，從而提高了結(jié)合強度。另外，Aonuma 等[34]還采用攪拌摩擦焊分別焊接了ZK60 (Mg-Zn-Zr) 鎂合金、純鎂與TC4 鈦合金，對比研究鎂合金中的元素對接頭組織和性能的影響。結(jié)果表明在界面處出現(xiàn)合金元素Zn 和Zr 的偏聚，斷裂主要發(fā)生在鎂合金的攪拌區(qū)，部分斷裂發(fā)生在焊縫處，其接頭強度 (237 MPa) 高于純鎂與鈦的接頭。Choi等[35]使用Al 箔做中間層，采用攪拌摩擦焊焊接了純鎂和純鈦，并對Al 箔厚度、探針偏移距離和焊接速度進行優(yōu)化，結(jié)果表明鎂合金攪拌區(qū)的缺陷和數(shù)量隨著Al 箔層厚度的增加而增加，優(yōu)化后的接頭抗拉強度為150 MPa，由于在界面處生成了金屬間化合物層，抑制了鎂合金攪拌區(qū)內(nèi)脆性金屬間化合物的生成，故斷裂主要發(fā)生在鎂合金的熱影響區(qū)。Dinaharan 等[36]通過攪拌摩擦焊制備了Ti 顆粒增強的AZ31 復(fù)合材料，Ti 顆?？梢跃鶆蚍植荚阪V基體中，隨著Ti 顆粒含量的增加，基體晶粒變小，復(fù)合材料強度增加，但塑形降低。此外，Li 等[37]研究了Mg-Ti 合金管的旋轉(zhuǎn)摩擦焊接過程中的產(chǎn)熱機制和原子擴散行為，研究表明在摩擦焊過程中摩擦因數(shù)經(jīng)歷由庫倫摩擦到粘著摩擦的兩個過程，當轉(zhuǎn)速和軸向壓力提高會使原子的擴散加速，即摩擦變形激活的擴散系數(shù)大約是熱激活擴散系數(shù)的105倍。

梅張強[38]采用Al 粉作為中間層添加物，使用電阻點焊連接了AZ31B/TC4 雙金屬，研究了焊接電流和電極壓力等焊接參數(shù)及對比了Al 箔、Al 粉對接頭性能的影響，結(jié)果表明在合適的電極壓力時，接頭性能隨著焊接電流的增加而增加，在界面處生成了明顯的Ti-Al 化合物層，添加Al 粉比Al 箔與母材的接觸面積更大，接頭性能更好；侯慶磊[39]研究了電阻點焊工藝參數(shù)對鈦/鎂雙金屬接頭組織形貌和接頭強度的影響。焊接電流對接頭強度影響最大，當采用Al 含量更高的AZ91 與TA15 焊接時，接頭拉剪載荷為5.037 kN，比AZ31與TA15 焊接時的載荷 4.21 kN 更大，當采用Al 箔作中間層時，由于未完全熔化，導(dǎo)致接頭的結(jié)合強度降低。

Habib 等[40]使用水下爆炸焊焊接了純鈦和(TP270 和AZ31)鎂合金，對TP270 和AZ31 直接焊接時，發(fā)現(xiàn)界面處存在再凝固層和熔融層，導(dǎo)致界面處存在裂紋、空洞等缺陷。為了使再凝固層最小化，又對TP270/AZ31/AZ31 進行研究，結(jié)果顯示界面凝固層明顯減少，呈平直狀和微波狀，接頭強度提高，對凝固層進行電子顯微分析發(fā)現(xiàn)Mg 占71%，Ti 為23%。張婷婷等[41]和武佳琪[42]利用爆炸焊成功制備了鎂/鈦復(fù)合板和鎂/鋁/鈦復(fù)合板，對鎂/鈦復(fù)合板界面顯微組織分析表明：在結(jié)合面鎂合金一側(cè)晶粒組織變形嚴重，由于爆炸焊接過程中劇烈的塑形變形，導(dǎo)致距離界面約為300 μm 處發(fā)現(xiàn)絕熱剪切帶組織(ASB)，對鎂/鋁/鈦復(fù)合板界面分析認為：Al 元素的擴散實現(xiàn)了界面冶金結(jié)合，提高了界面結(jié)合強度。Pripanapong 等[43]使用了放電等離子體燒結(jié)實現(xiàn)了鈦/鎂的可靠連接，同樣發(fā)現(xiàn)Al 元素在界面處的擴散并形成Ti3Al 化合物，有效減緩鈦/鎂界面的表面電勢突變，從而提高接頭的抗電化學(xué)腐蝕能力。

Ren 等[44]探討了超聲波焊連接AZ31B/TC4 雙金屬，接頭結(jié)合強度隨著焊接能量的增加而增加，斷裂均發(fā)生在AZ31B 內(nèi)部，表明接頭界面結(jié)合強度較高，在超聲空化及聲流效應(yīng)的作用下對鎂合金一側(cè)的晶粒有明顯的細化，未發(fā)現(xiàn)明顯反應(yīng)層，但界面液化鎂合金中析出的Al 原子在鎂鈦合金連接中起關(guān)鍵作用。

1.1.3 釬焊

釬焊是鈦/鎂雙金屬在固態(tài)下進行焊接的一種方式，即接頭之間加入熔點遠較母材低的合金，局部加熱使這些合金熔化，借助于液態(tài)合金和固態(tài)接頭的物理化學(xué)作用而達到焊接的目的。鈦/鎂雙金屬的釬焊主要是瞬時液相擴散焊(Transient liquid phase bonding，TLP)。

熊江濤等[45]使用純Al 作中間層實現(xiàn)了鈦和鎂TLP 連接。研究表明保溫溫度影響Al 元素濃度峰出現(xiàn)的位置，470℃保溫180 min 時Al、Mg 混合液接觸更充分，此時接頭剪切強度最高為72 MPa，當保溫溫度超過470℃時，靠近AZ31B 側(cè)生成大量的高硬度金屬間化合物Mg17Al12，并隨著Al3Ti晶粒長大，導(dǎo)致接頭結(jié)合強度降低。秦倩[46]則對比了以Ni 箔、Cu 箔和Al 箔做中間層時，鈦/鎂連接的接頭組織和結(jié)合強度。研究表明：當采用Al箔做中間層時，在540℃保溫20 min 條件下接頭剪切強度最高為71 MPa，此時界面組織自鈦向鎂一側(cè)由α-Ti、Ti3Al、(α-Mg+Mg2Al)共晶組織及少量的Mg17Al12組成；而采用Ni 和Cu 箔時，接頭剪切均發(fā)現(xiàn)脆性斷裂傾向。Atieh 等[47]在Ti-6 Al-4V 和AZ31 的TLP 焊接時，采用Ni 箔作為中間層，研究了界面形成機制并優(yōu)化了焊接的工藝參數(shù)。結(jié)果表明當焊接溫度為540℃，焊接壓力為0.2 MPa，保溫時間為20 min 時，接頭剪切強度最高為39 MPa。Ti-Mg 界面微區(qū)形成機制為Ti 和Ni一側(cè)為固態(tài)擴散，Mg 和Ni 則生成熔融的共晶組織。為了進一步提高接頭結(jié)合強度，Atieh 等[48]采用在TC4 表面電沉積Ni，然后與AZ31B 進行TLP 焊接。結(jié)果表明，當焊接溫度為520℃，焊接壓力為0.2 MPa，保溫時間為20 min 時，接頭剪切強度最高為61 MPa，比采用Ni 箔時接頭結(jié)合強度更高，主要原因為在鈦合金表面電沉積Ni 時原子擴散較充分，Ti-Ni 層結(jié)合強度比采用Ni 箔時更高，與Mg 合金熔體的接觸面也更大，反應(yīng)更充分。Atieh 等[49]還研究了同時采用Ni 箔和Cu箔及在電鍍Ni 層的基礎(chǔ)上，彌散分布Ni 和Cu 納米顆粒進行鎂/鈦的TLP 連接[50]，涂層里面的納米顆粒通過影響等溫凝固速率進而促進接頭的冶金連接，僅使用Cu 納米粒子時接頭界面剪切強度最高為69 MPa，比僅使用Ni 鍍層時提高了15%，同時使用Ni 箔和Cu 箔時的剪切強度只有57 MPa。圖4顯示了電鍍Ni[48]、Ni 箔[47]、Ni納米顆粒[49]、Cu 納米顆粒[49]、Ni/Cu 箔[50]及Ni/Cu 顆粒[49]時的界面層的微觀形貌對比。采用Ni 鍍層時主要在界面形成Mg2Ni 和Mg3AlNi2金屬間化合物，采用Cu 納米顆粒時界面層最薄，只有5 μm，在界面主要形成CuMg2和Mg2Cu6Al5金屬間化合物，在電鍍Ni 層的基礎(chǔ)上同時彌散分布Ni/Cu 納米顆粒時界面處由于Mg-Ni、Mg-Cu、Ni-Cu 形成硬度較高的金屬間化合物導(dǎo)致接頭剪切強度下降，只有19 MPa。

圖4 采用不同鍍層時鎂/鈦界面的形貌；(a) 電鍍Ni[48]；(b) 純Ni 箔[47]；(c) Ni 納米顆粒[50]；(d) Cu 納米顆粒[50]；(e) Cu-Ni 納米顆粒[50]；(f) Cu-Ni 箔[49]Fig.4 SEM images of Mg/Ti interface with different coatings:(a) Electroplating Ni[48]; (b) Pure Ni foil[47]; (c) Ni nanoparticles[50];(d) Cu nanoparticles[50]; (e) Cu-Ni nanoparticles[50]; (f) Cu-Ni foil[49]

由以上對鈦/鎂雙金屬的焊接復(fù)合工藝綜述可知，鈦/鎂雙金屬的直接焊接主要是激光焊[19]和固態(tài)擴散焊[29]。采用激光焊[19]直接焊接鈦/鎂雙金屬時，界面強化途徑主要是利用高能量的激光束同時熔化鈦和鎂雙金屬，在熔合區(qū)的非平衡快速凝固過程中，α-Mg 在富Al 的Ti-6 Al-4V 上凝固，Al 和Mg 反應(yīng)生成了Mg17Al12金屬間化合物，形成了以顆粒狀的α-Tiα-Mg和層狀結(jié)構(gòu)的Mg17Al12化合物為主的冶金結(jié)合界面。盡管焊縫界面有冶金結(jié)合，比機械結(jié)合界面的結(jié)合強度更高，但高硬度的金屬間化合物對提高界面結(jié)合強度是有限的，由于拉剪斷口表面有殘留的富Ti 混合物和Mg17Al12，表明裂紋起源于這些顆粒狀的富Ti 相混合物及高硬度的Mg17Al12金屬間化合物。固態(tài)擴散焊[29]連接鈦/鎂雙金屬時，界面強化途徑主要是鈦/鎂雙金屬在高溫(450℃)、高壓(30 MPa)和較長時間(3 h)的保溫條件下，使AZ91 合金里的Al 原子與TA2 合金里面的Ti 原子發(fā)生擴散反應(yīng)，界面冶金產(chǎn)物主要有Mg17Al12和Al3Ti+Ti3Al雙相結(jié)構(gòu)。斷口表面有附著的Mg，表明擴散反應(yīng)生成的連續(xù)致密的Al/Ti 化合物是強化界面結(jié)合質(zhì)量的核心所在。當用其他焊接工藝如冷金屬過渡焊、瞬時液相擴散焊、攪拌摩擦焊等對鈦/鎂雙金屬進行復(fù)合時，界面強化的途徑可以是采用鎂合金(AZ61、AZ91、AZ31B 等)焊絲，或Ni 箔、Al 箔、Cu 箔，又或是在鈦合金表面電沉積Cu、Ni 純金屬作為中間層來改善界面反應(yīng)的條件，進而獲得冶金結(jié)合界面。對以上不同焊接工藝下使用的中間層金屬和界面結(jié)合質(zhì)量的綜述可以發(fā)現(xiàn)，界面處的冶金產(chǎn)物Ti3Al、Mg-Ni 共晶組織可以起到阻礙裂紋擴展的作用，這對提高界面結(jié)合強度是益的，相反，Mg17Al12金屬間化合物、Mg-Cu 共晶組織及Mg-Al-Ni 三元相及顆粒狀的α-Ti 因其硬度比較高，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，是裂紋的起源，這些冶金產(chǎn)物對界面結(jié)合強度的貢獻是有限的，應(yīng)當盡可能的抑制這類金屬間化合物的生成。

1.2 熱軋復(fù)合

熱軋復(fù)合法是一種重要的高效率大規(guī)?；a(chǎn)的工藝，王鵬舉[51]利用熱軋復(fù)合制備了Ti/Al/Mg層狀復(fù)合板，復(fù)合板呈現(xiàn)良好的界面結(jié)合，軋制壓下量對中間Al 層厚度方向變形的不均勻性具有重要影響。隨著軋制壓下量的增加，在Ti/Al 界面處的Al 層形成剪切織構(gòu)，并向中間區(qū)域滲透；而Wang 等[52]通過熱軋制備了Ti/Al/Mg/Al/Ti 層狀復(fù)合板，不同軋制壓下量下均可制得界面結(jié)合良好的Ti/Al/Mg 層合板，沒有孔隙和裂紋。50%壓下量所制備的Ti/Al/Mg 層合板力學(xué)性能最佳，此時Mg 層中形成較多細小晶粒。孟宣[53]通過熱軋復(fù)合制備Ti/Al/Mg/Al/Ti 五層板，發(fā)現(xiàn)Ti/Al 界面結(jié)合良好呈平直狀態(tài)，Al/Mg 界面呈波浪形并且起伏程度隨變形量增大而增加，抗拉強度和屈服強度隨軋制變形量的增加及軋制溫度和退火溫度的降低而增強。Nie 等[54]通過熱軋制備Ti/Al/Mg 層壓板，結(jié)果表明，Mg/Al 和Ti/Al 界面結(jié)合良好，沒有裂縫或空隙，其力學(xué)性能主要取決于Mg 層的微觀結(jié)構(gòu)。馬旻[55]通過熱軋復(fù)合制備了Ti/Al/Mg疊層板，研究了熱軋工藝對疊層板組織與力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)Al 層和Mg 層厚度方向上顯微組織呈不均勻分布。Al/Mg 界面處變形略高于Al 層中心，而Ti/Al 界面處初始晶粒沿與軋制方向呈一定角度拉長，并在大變形量條件下碎化為等軸細晶。Al 層顯微組織的不均勻性主要歸因于Al 和Ti 層之間的不協(xié)調(diào)變形。鎂合金晶粒尺寸從Mg層表面到Al/Mg 界面逐漸減小，Mg 層顯微組織的不均勻性是由軋輥和板材表面的摩擦引起的?？估瓘姸群颓姸入S軋制變形量的增加而增加，而延伸率隨之下降。Mi 等[56]探索了熱軋Ti/Al/Mg/Al/Ti 五層板的各向異性，軋制后，Mg/Ti 和Al/Ti 的界面都緊密相連，但界面形狀完全不同，并得出層狀復(fù)合板的各向異性主要跟Mg 層有關(guān)。Luo 等[57]通過異溫?zé)彳埞に囍苽淞司哂写蠼Y(jié)合界面的Mg/Al/Ti 層壓板，軋制的板材含有不同的Al厚度(≤0.05 mm)，界面的硬度比Mg 基體和Ti 基體的硬度高16%～30%，與軋制的AZ31B 板材相比，Mg/Al/Ti 板材表現(xiàn)出更高的強度和彈性模量。Motevalli 等[58]、胡宏波[59]、伍俠[60]、張巖[61]利用熱軋技術(shù)制備了Al/Ti/Mg、Ti/Mg/Al、Al/Ti/Mg、Ti/Al/Mg 層狀復(fù)合層板，由于鈦合金在低溫區(qū)的變形抗力較大，不同軋制壓力下鈦層變形不明顯，同溫?zé)彳埾拗屏蒜伒淖冃瘟?，使?fù)合板變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致Ti/Al/Mg 復(fù)合板的發(fā)展受到限制。因此，祁梓宸[62]使用異溫軋制的方法分別制備了Ti/Al、Ti/Mg、Ti/Al/Mg、Ti/Mg/Al 復(fù)合板，研究了異溫軋制工藝對復(fù)合板協(xié)調(diào)變形和組織性能的影響，并揭示了異溫軋制復(fù)合板的結(jié)合機制，Ti/Al/Mg復(fù)合板在55%壓下率下界面達到了較高的結(jié)合強度，實現(xiàn)了協(xié)調(diào)變形。Nie 等[63]通過原位掃描電鏡對Ti/Al/Mg/Al/Ti 復(fù)合板材的變形及斷裂行為進行了研究，如圖5 所示，在三點彎曲機單軸拉伸過程中Al/Mg 界面的破壞是由于界面分層而導(dǎo)致的，造成界面分層的主要原因也是由Al/Mg 金屬間化合物的生成所引起的，如Al3Mg2、Mg17Al12等。

圖5 退火溫度為300℃時復(fù)合板材三點原位彎曲過程中微觀組織演變[63]Fig.5 Microstructure evolution of the sample annealing at 300℃ during in-situ three-point bending[63]

金屬復(fù)合板由于兼具不同金屬的優(yōu)異性能而得到了廣泛的應(yīng)用[64-65]。研究者們通過同溫?zé)彳埖姆椒ㄖ苽淞薚i/Al/Mg 復(fù)合板，并確定了其軋制順序，使復(fù)合板強度更高，但需要解決變形不協(xié)調(diào)和復(fù)合強度低的問題。采用橫向電磁感應(yīng)加熱的異溫軋制方法和Ti/Al/Mg 復(fù)合板的放置順序可以有效解決各板的協(xié)調(diào)變形及鈦板溫度分布不均等問題[66]，然而Al/Mg 板界面生成的Al3Mg2和Mg17Al12金屬間化合物是界面分層的主要原因，制約了復(fù)合板抗拉強度的提高。

1.3 鑄造

雙金屬復(fù)合鑄造技術(shù)作為一種傳統(tǒng)的成型方法，具有工藝過程簡單、易于成形復(fù)雜形狀構(gòu)件、生產(chǎn)效率高、生產(chǎn)成本低等優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用在雙金屬復(fù)合材料的制備領(lǐng)域，具有良好的發(fā)展前景[67]。近年來，有研究者對鈦/鎂異種雙金屬的鑄造開展了相關(guān)研究，主要包括固-液復(fù)合鑄造和攪拌鑄造。

1.3.1 固-液復(fù)合鑄造

Wen 等[68]先在TC4 表面電沉積Ni 后與AZ91D進行固-液復(fù)合鑄造，研究了澆鑄溫度對界面組織和性能的影響，圖6 為不同澆鑄溫度下界面的顯微組織，在界面反應(yīng)區(qū)域內(nèi)，Al 元素的含量總是隨著澆注溫度的升高而升高，當澆注溫度升高到750℃時，界面區(qū)域內(nèi)各元素的分布最為不均勻。界面剪切強度隨著澆鑄溫度的升高先增大后減小，當澆鑄溫度為720℃時，界面結(jié)構(gòu)均勻，主要由顆粒狀的Ni2Mg3Al 分散分布在(Mg2Ni+α-Mg)共晶組織上組成，此時界面剪切強度最大為97 MPa，斷裂發(fā)生在(Mg2Ni+α-Mg)共晶組織/TC4 界面處及(Mg2Ni+α-Mg)共晶組織內(nèi)部。界面反應(yīng)區(qū)大量出現(xiàn)的共晶組織是雙金屬復(fù)合材料界面結(jié)合強度低的主要原因[69-70]。因此，為進一步提高界面結(jié)合強度，Zhao 等[71]采用預(yù)真空熱處理強化Ti-Ni擴散層，在促進Ti/Ni 固-固界面擴散反應(yīng)的同時，弱化Ni/AZ91D 固-液界面的反應(yīng)，達到優(yōu)化TC4/AZ91D 雙金屬界面組織和提高界面結(jié)合性能的目的，研究表明當TC4/Ni 沉積層在850℃保溫5 h 后，TC4/AZ91D 雙金屬材料的擴散反應(yīng)區(qū)的組織由NiTi2、NiTi、Ni3Ti 及(Al3Ti + Al3Ni + Ni2Mg3Al)混合顆粒狀組織構(gòu)成，避免了Mg-Ni 共晶組織的產(chǎn)生，此時雙金屬試樣的剪切強度達到了105 MPa，進而有效提升了TC4/AZ91D 雙金屬材料的界面剪切強度。此外，Wen 等[72]還采用Cu 作中間層進行了Ti/Mg 雙金屬的固液復(fù)合鑄造，研究了Cu鍍層厚度對界面組織和性能的影響。研究表明界面擴散反應(yīng)層的寬度和界面區(qū)域的硬度都隨著Cu 鍍層厚度的增加而增大，且Mg2Cu 化合物的尺寸也逐漸增大，故剪切強度隨著反應(yīng)區(qū)寬度和Mg2Cu 化合物上裂紋的出現(xiàn)而降低。當Cu 鍍層厚度為36.7 μm 時，TC4/AZ91D 雙金屬材料的剪切強度達到最高的65 MPa，剪切失效發(fā)生在(Mg2Cu + α-Mg)/Mg (Al, Cu)2界面處。

圖6 不同溫度下采用Ni 做中間層時TC4/AZ91D 雙金屬材料界面顯微組織掃描圖像：(a) 660℃；(b) 690℃；(c) 720℃；(d) 750℃[68]Fig.6 SEM images of interface microstructures of the TC4/AZ91D bimetals with nickel coating and at different temperature:(a) 660℃; (b) 690℃; (c) 720℃; (d) 750℃[68]

Shangguan 等[73]在TC4 表面熱浸鍍Zn 后與AZ91D 進行固-液復(fù)合鑄造，研究了澆注溫度對界面組織和性能的影響，界面剪切強度隨著澆注溫度的增加先增加后減小，澆注溫度為710℃時，界面剪切強度最大為34 MPa，澆注溫度太低時界面存在夾雜、裂縫等缺陷；澆注溫度高于710℃后，脆性界面厚度增大，故界面剪切強度降低。Shangguan 等[74]還研究了以Al 作中間層時，液-固體積比和澆注溫度對TC4/AZ91D 雙金屬界面性能的影響，并獲得了優(yōu)化的鑄造工藝參數(shù)為：澆注溫度720℃，液-固體積比為24，此時Ti/Mg 雙金屬的剪切強度為49 MPa，界面斷裂均在具有高硬度值的Mg17Al12金屬間化合物的位置萌生和發(fā)展。以Al 作中間層強化的鈦/鎂雙金屬的界面，Al 和Mg 鎂熔體的直接接觸必然會生成脆性的Al-Mg 金屬間化合物，故為抑制脆性金屬間化合物的生成來提高界面的結(jié)合強度，基于Al-Mg 界面反應(yīng)調(diào)控的基礎(chǔ)上，Shangguan 等[75]采用了Ti-Al-Si 復(fù)合涂層對界面反應(yīng)進行調(diào)控，研究表明對TC4 熱浸鍍Ti-Al-Si 復(fù)合涂層并進行熱處理，可以獲得組織均勻的高鋁Ti(Al, Si)3中間層和高硅的Ti-Al-Si 中間層，在固-液復(fù)合鑄造過程中AZ91D 能夠直接和Ti-Al-Si 中間層發(fā)生冶金結(jié)合反應(yīng)，消除了界面顆粒狀的鑄造缺陷，界面剪切強度能夠達到80 MPa。另外，Zhao 等[76]在TC4 表面熱浸鍍Al 后再電鍍Zn 的復(fù)合涂層對Mg/Al 界面進行調(diào)控，研究表明當采用Al/Zn 復(fù)合涂層時，可以有效抑制Mg17Al12金屬間化合物的生成，當澆注溫度為720℃時，界面組織由α-Al(Zn) + Mg21(Al,Zn)17組成，取代了Mg17Al12+ δ-Mg 共晶組織，此時界面剪切強度為67 MPa。Cheng 等[77]還將FeCoNiCr 高熵合金涂層作為中間層，以此來抑制鈦/鎂雙金屬固-液復(fù)合鑄造過程中Mg 元素向Al中間層界面的擴散，達到調(diào)控界面組織和提高結(jié)合強度的目的。研究表明高熵合金涂層具有明顯“遲滯擴散”作用，能夠有效抑制界面鋁、鎂之間互相融合和擴散程度，在Al 中間層強化的鈦/鎂固-液復(fù)合鑄造雙金屬最優(yōu)液-固體積比的基礎(chǔ)上，隨著澆鑄溫度從720℃逐漸提高到750℃，鈦/鎂雙金屬界面先后形成α-Al(Mg)、α-Al(Mg) +Al3Mg2、Al3Mg2+ Mg17Al12和Mg17Al12+δ-Mg 的 界面結(jié)構(gòu)。其中，當高熵合金涂層厚度為800 nm，澆注溫度為720℃時界面組織為固溶體結(jié)構(gòu)，此時鈦/鎂固-液復(fù)合鑄造雙金屬的結(jié)合強度能夠達到94 MPa。

Wu 等[78]采用超聲輔助固-液復(fù)合鑄造的方法將增材制造TC4 金字塔型點陣結(jié)構(gòu)應(yīng)用于Ti/Mg雙金屬的界面強化，并在點陣結(jié)構(gòu)的桿徑為2 mm 范圍內(nèi)進行正交優(yōu)化，模擬和實驗結(jié)果表明雙金屬的抗拉強度隨著長徑比的增加而減小，當桿徑為1 mm，長徑比為3，上下節(jié)點與桿徑比為2.5 時，Ti/Mg 雙金屬的失效強度達到77 MPa。

1.3.2 攪拌鑄造

謝耀等[79]通過攪拌鑄造制備了Ti 顆粒(10%)/AZ91D 復(fù)合材料，研究了攪拌鑄造的溫度、速度和時間對復(fù)合材料的組織和力學(xué)性能的影響，研究表明提高攪拌速度可以改善Ti 顆粒的分布，Ti 顆粒使共晶相β-Mg17Al12的長度尺寸減小，Ti顆粒與AZ91D 基體的復(fù)合界面不存在空洞，并且Ti 元素擴散進入鎂基體，部分界面處生成少量細小方塊狀A(yù)l-Ti-Mn 金屬間化合物，復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度分別為97 MPa 和117 MPa，比AZ91D 鎂合金基體分別提高了35%和15%。張曉輝[80]采用攪拌鑄造制備了Ti 顆粒(Tip)/AZ91D 復(fù)合材料，通過過熱壓縮模擬實驗研究了Tip/AZ91復(fù)合材料在不同溫度、應(yīng)變速率、變形量下的熱變形為規(guī)律，采用熱加工理論確定了該復(fù)合材料熱擠壓工藝參數(shù)，揭示了復(fù)合材料熱擠壓過程中組織演變及力學(xué)性能變化規(guī)律。Wang 等[81]將TC4 (10%)/AZ91D 復(fù)合材料經(jīng)過T4 熱處理(415℃，24 h)后進行熱擠壓成型，研究了復(fù)合材料在熱擠壓過程中組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律，研究表明熱擠壓細化了晶粒，消除了TC4 顆粒的偏析，擠壓前后鑄錠的平均晶粒尺寸由54 μm 的粗晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)?.8 μm 的細等軸晶；熱擠壓消除了TC4 顆粒在晶界處的偏析，促進了動態(tài)再結(jié)晶的形核，降低了復(fù)合材料中的應(yīng)力集中，擠壓后復(fù)合材料的強度和延展性都得到了提高。其中TC4 (10%)/AZ91D鑄錠的抗拉強度為250 MPa，延伸率為3.8%，擠壓態(tài)的抗拉強度為369 MPa，延伸率為6.5%。Wang 等[82]研究發(fā)現(xiàn)半固態(tài)條件下的攪拌時間直接影響TC4 顆粒分布和鑄錠質(zhì)量，最佳的加熱速度和液體攪拌速度可以克服由于基體與顆粒密度差引起的顆粒沉降，研究者通過優(yōu)化攪拌鑄造的工藝參數(shù)，使TC4 顆粒能夠均勻地分散在AZ91D基體中。隨著TC4 顆粒含量從0vol%增加到20vol%，平均晶粒尺寸由293 μm 減小到55 μm，抗拉強度從170 MPa 隨之增加到254 MPa，延伸率從5.0%降低到2.25%，但遠高于用相同方法制備的SiC/Mg復(fù)合材料的延伸率。界面處顯微組織觀察發(fā)現(xiàn)棒狀的Al3Ti 從TC4 顆粒延伸到AZ91D 基體中，如圖7 所示，使界面結(jié)合狀態(tài)較完整。

圖7 TC4 顆粒與復(fù)合材料基體界面的TEM 顯微圖：(a)界面形貌；(b) Al3Ti 的SAED 形貌[82]Fig.7 TEM micrographs of the interface between TC4 particles and the composite matrix:(a) Interface morphology; (b) SAED morphology of Al3Ti[82]

Afsharnaderi 等[83]通過攪拌鑄造制備了0.1wt%Ti/AZ91 復(fù)合材料，并對復(fù)合鑄錠進行T6熱處理，研究發(fā)現(xiàn)添加0.1wt%Ti 后生成Al3Ti 作為α-Mg 的形核質(zhì)點可以細化AZ91 合金的晶粒結(jié)構(gòu)，Ti顆粒含量從0.1wt%增加到 0.5wt%，Ti/AZ91 復(fù)合鑄錠的晶粒尺寸從53 μm 增加到60 μm，抗拉強度從174 MPa 減小到139 MPa，經(jīng)過T6 處理后，復(fù)合鑄錠的抗拉強度從265 MPa 減小到216 MPa。Candan 等[84]研究了Ti 顆粒含量為0.2wt%～0.5wt%對AZ91 鎂合金力學(xué)性能和腐蝕行為的影響，結(jié)果表明隨著Ti 含量的增加，AZ91 抗拉強度和屈服強度隨之增加，歸因于Ti顆粒的加入抑制了部分分離的β-Mg17Al12共晶相和增加了Al 在α-Mg 固溶體中的含量，通過浸水試驗和動電位極化測試結(jié)果表明，AZ91 合金的耐腐蝕性能隨著合金中Ti 含量的增加而逐漸提高，與AZ91 合金相比，0.5wt%Ti 的加入使其耐腐蝕性提高了45 倍。

熔點差異較大的異種雙金屬，采用低成本、易操作的固-液復(fù)合鑄造方法具有得天獨厚的優(yōu)勢。固-液復(fù)合鑄造制備鈦/鎂異種雙金屬復(fù)合材料時，界面強化的途徑主要是在鈦合金表面制備Ni、Cu、Al-Si 合金、Zn-Al 合金、高熵合金涂層來改善Ti、Mg 界面之間的潤濕和反應(yīng)性。以Ni 為中間層時，片狀(Mg2Ni +α-Mg)共晶組織的生長方向垂直于剪切力的方向，顆粒狀的Ni2Mg3Al 三元相彌散分布(Mg2Ni + α-Mg)共晶組織之間，這對裂紋在界面內(nèi)的擴展起到了一定的阻礙作用，對界面剪切強度的提高是有益的。以Cu 為中間層時，呈島狀形貌出現(xiàn)的Mg2Cu 化合物對界面起到了分割作用，不利于界面強化；但細密的Mg-Cu 共晶組織及分散分布的Mg-Al-Cu 三元化合物，這種相對均勻的界面結(jié)構(gòu)有利于界面力學(xué)性能的提升。采用Al-Si 合金、Zn-Al 合金、高熵合金涂層時界面產(chǎn)物分別以α-Al+Mg2Si、Ti-Al-Si、α-Al(Zn) +Mg21(Al, Zn)17和α-Al(Mg)固溶體為主，有效抑制了Ti/Al/Mg 界面的Mg17Al12金屬間化合物的生成，進而強化了界面結(jié)合。此外，在鈦合金表面制備點陣結(jié)構(gòu)，然后將鎂浸潤點陣空腔，兩者形成三維互嵌結(jié)構(gòu)也是一種新的界面強化方式。

1.4 熔體浸滲

熔體浸滲是指將流體通過壓力、無壓或者負壓浸入固體多孔材料的過程。近年來，將熔體浸滲3D 打印多孔材料制備了包括Ti/Mg 在內(nèi)的多種金屬基互穿相復(fù)合材料[85-90]。為同時提高鎂合金的阻尼性能和強度，Zhang 等[89]首先設(shè)計了一種Ni-Ti 合金支架，將鎂合金采用無壓浸滲的方式制備了雙相連續(xù)的Mg-NiTi 復(fù)合材料，如圖8所示，該Mg-NiTi 復(fù)合材料從常溫到高溫、低應(yīng)變率到高應(yīng)變率都表現(xiàn)出高抗壓強度和高阻尼性能，具有顯著的損傷容限和優(yōu)異的能量吸收效率。

強度和斷裂韌性是結(jié)構(gòu)材料相互矛盾的重要力學(xué)性能，通過借鑒自然界生物材料而設(shè)計的結(jié)構(gòu)材料已成為提高材料性能的有效途徑，它為實現(xiàn)強度和斷裂韌性的協(xié)同增強提供了新的方法。Zhang 等[90]采用3D 打印制備了Ti-6Al-4V 的仿珍珠的磚石結(jié)構(gòu)、仿節(jié)肢動物的骨骼結(jié)構(gòu)和仿海螺外殼的交叉層狀結(jié)構(gòu)，如圖9 所示，并將純Mg 溶體通過無壓滲透的方式制備了Ti-Mg 互穿相雙金屬復(fù)合材料。在拉伸過程中，仿生結(jié)構(gòu)可以有效促進應(yīng)力傳遞和轉(zhuǎn)移，分散損傷和阻止開裂，從而賦予比離散相增強的材料更高的強度和延展性。其中仿海螺外殼的交叉層狀結(jié)構(gòu)與Mg 組成的復(fù)合材料因其具有層狀的周期性結(jié)構(gòu)，抗拉強度最高為227 MPa，仿節(jié)肢動物的骨骼結(jié)構(gòu)Mg 組成的復(fù)合材料抗拉強度最低為157 MPa。

圖9 3D 打印Ti-6Al-4V 支架及其滲透Mg-Ti 互穿相復(fù)合材料的生物仿生結(jié)構(gòu)：(a) 磚石結(jié)構(gòu)；(b) 骨骼結(jié)構(gòu)；(c)仿海螺外殼的交叉層狀結(jié)構(gòu)[90]Fig.9 Bioinspired architectures of 3D printed Ti-6Al-4V scaffolds and their infiltrated Mg-Ti composites:(a) Brick-and-mortar; (b) Bouligand;(c) Crossed-lamellar architectures[90]

Ti/Mg 復(fù)合材料具有生物降解性和細胞相容性，近年來作為骨科植入物引起廣泛的關(guān)注。Yang 等[91]采用同樣的工藝流程，首先采用3D 打印預(yù)制純Ti 鏤空結(jié)構(gòu)，將Mg 進行無壓滲透到Ti支架中，成功制備了雙連續(xù)的具有互穿相結(jié)構(gòu)的Mg-Ti 復(fù)合材料。并研究了7 天的降解過程中，Mg2+離子濃度對MC3 T3-E1 細胞的毒性、形態(tài)學(xué)、細胞凋亡和成骨活性的影響，結(jié)果表明，Mg-Ti復(fù)合物顯著改善了MC3 T3-E1 細胞的形態(tài)，降低了細胞凋亡率，增強了成骨活性，該研究工作為制備Mg-Ti 復(fù)合生物材料開辟了新的角度。采用熔體浸滲的方法制備具有仿生結(jié)構(gòu)的Ti/Mg 互穿相復(fù)合材料時，實現(xiàn)了復(fù)合材料強度和斷裂韌性的協(xié)同增強，利用鈦合金支架的粗糙表面和高比面積實現(xiàn)了Ti/Mg 雙金屬的界面強化，使該復(fù)合材料具有高抗壓強度、高阻尼性能及顯著的損傷容限和優(yōu)異的能量吸收效率。

1.5 粉末冶金

粉末冶金(Powder metallurgy，PM)技術(shù)是利用金屬粉末作為原材料，通過粉體混合、壓制成型、高溫?zé)Y(jié)等工藝制備金屬材料、復(fù)合材料的工藝技術(shù)[92]。Ti 與Mg 之間的不混溶和弱反應(yīng)可防止在Ti/Mg 界面處形成脆性相[93]，Ti 及其合金顆粒作為Mg 基復(fù)合材料的增強相，相比于傳統(tǒng)陶瓷增強相具有更高的強度和韌性[94-95]。Rashad等[96]采用粉末冶金工藝制備了Mg-10%Ti 復(fù)合材料。Ti 顆粒的添加可以有效細化純Mg 的晶粒，如圖10 所示，力學(xué)實驗表明，Mg-10%Ti 復(fù)合材料的屈服強度、抗拉強度和延伸率分別為147 MPa、212 MPa 和11.1%。

圖10 顆粒特征的光學(xué)顯微圖像：(a)純鎂；(b) Mg-10%Ti[96]Fig.10 Optical micrographs of particle characteristics:(a) Pure Mg;(b) Mg-10%Ti[96]

Wang 等[81-82]研究則表明純Ti 顆粒增強純Mg復(fù)合材料，因不具備界面結(jié)合，且TC4 顆粒具有比純Ti 顆粒更高的比強度和硬度，故采用純Ti 顆粒和Mg 制備的復(fù)合材料的塑性較TC4/Mg 基復(fù)合材料更低；Luo 等[97]采用粉末冶金方法制備了高強度、高塑性的TC4/AZ91 雙金屬復(fù)合材料，當TC4 顆粒的含量為5wt%時，屈服強度、抗拉強度和伸長率均達到峰值(分別為211 MPa、303 MPa和18.7%)，綜合力學(xué)性能的提高主要歸因于Mg 基體與TC4 顆粒之間形成了Al3Ti/Mg21(Zn, Al)17相干界面和Mg21(Zn, Al)17/Mg 半相干界面及在拉伸過程中TC4 顆?？梢詼p緩應(yīng)力集中和提高加工硬化的能力；Umeda 等[98]利用兩種不同類型的原料粉末，研究了粉末冶金工藝制備的Ti/Mg 復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。研究表明，使用單質(zhì)的Mg 和Ti 混合粉末作為燒結(jié)的原材料，此時制備的復(fù)合材料由于α-Mg 與Ti 之間的不反應(yīng)及顆粒表面氧化膜的生成，導(dǎo)致了力學(xué)性能較差；而使用霧化的Ti-Mg 粉末制備的復(fù)合材料力學(xué)性能均明顯提高。另外，Esen 等[99]、Ouyang 等[100]、Liu 等[101]、Kalantari 等[102]、Balog 等[103]采用粉末冶金的工藝制備了不同Ti、Mg 含量的Ti/Mg 復(fù)合材料，并對其生物相容性進行了相關(guān)研究，研究表明Ti/Mg 復(fù)合材料對成骨細胞具有良好的生物相容性和生物可降解性，具有低彈性模量高強度，其作為金屬植入材料，在醫(yī)學(xué)領(lǐng)域具有良好的應(yīng)用前景。

粉末冶金工藝制備鈦/鎂雙金屬時，由于Ti及其合金顆粒具有低密度、高熔點和優(yōu)異的性能，并且與Mg 熔體具有優(yōu)異的潤濕性[104]，盡管純Ti和純Mg 之間的潤濕性良好，但不具備冶金結(jié)合界面，故塑形較低。相比于TC4 顆粒強化Mg 基體，由于TC4 顆?？梢耘cMg 基體之間形成Al3Ti/Mg21(Zn, Al)17相干界面和Mg21(Zn, Al)17/Mg半相干界面，故力學(xué)性能強于純Ti 顆粒/Mg 復(fù)合材料。相比于SiC 和Al2O3陶瓷顆粒增強相，Ti/Mg雙金屬復(fù)合材料的彈性模量更低，但仍高于鎂合金的彈性模量[105-108]。

2 鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料的界面結(jié)合強度對比

表1 列舉總結(jié)了近期在不同的復(fù)合方法和典型的界面強化方法下，Ti/Mg 雙金屬復(fù)合材料的失效強度。可以發(fā)現(xiàn)，中間層的選擇既可以是Al、Zn、Cu 和Ni 等純金屬，也可以是AZ91、AZ31B、AZ61 等鎂合金。當采用鎂合金做中間層時，其本質(zhì)也是利用合金中的Al 和Zn 等元素與母材中的Ti、Mg 和Al 等金屬元素發(fā)生冶金反應(yīng)，生成新的界面反應(yīng)產(chǎn)物，進而獲得具有冶金結(jié)合的接頭?？梢娫诓煌膹?fù)合方法下，盡管采用相同的中間層金屬，由于反應(yīng)熱力學(xué)條件不一樣，也能獲得不一樣的界面結(jié)合強度。

表1 鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料的界面強化方法和失效強度Table 1 Interfacial strengthening methods and failure strength of Ti/Mg bimetallic composites

3 鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料界面強化機制

綜合以上對不同Ti/Mg 雙金屬的連接方法綜述發(fā)現(xiàn)，Ti/Mg 雙金屬的界面強化方法主要是采用中間層金屬，依靠原子擴散和共晶反應(yīng)獲得冶金結(jié)合界面。界面的結(jié)合機制主要分為兩類，第一類是擴散結(jié)合，在激光焊接中利用高溫的動力學(xué)條件使Ti-6Al-4V 部分溶解，熔池里Ti-6Al-4V中的Al 元素與Mg 發(fā)生擴散結(jié)合，生成Mg17Al12金屬間化合物，接頭結(jié)合強度為266 MPa。激光偏移的距離、焊接的溫度和時間共同決定了反應(yīng)層厚[19]。在真空擴散焊接中，利用溫度和壓力作為動力學(xué)條件，在一定的焊接時間內(nèi)使AZ91 中的Al 原子與TA2 合金中的Ti 原子發(fā)生擴散反應(yīng)，形成了連續(xù)致密的Al3Ti+Ti3Al 雙相結(jié)構(gòu)，接頭結(jié)合強度為89 MPa。

第二類是冶金結(jié)合，利用中間金屬至少能與一側(cè)母材形成低熔點的共晶合金或者金屬間化合物，并在另一側(cè)材料中有較大的溶解度，進而實現(xiàn)界面的冶金結(jié)合。如Ni、Cu、Al 和Zn 等純金屬及AZ31B 等鎂合金，利用這些純金屬元素或者合金中的Al、Zn、Mg 等元素與母材中的Ti、Mg和Al 等金屬元素發(fā)生冶金反應(yīng)，進而在界面上形成化合物，利用化學(xué)鍵提供結(jié)合力。此時界面的冶金結(jié)合主要與界面處原子的擴散率和化合物的生成焓有關(guān)。Zhao 等[71]和Tan 等[27]均對Mg-Al-Ni-Ti 四元系統(tǒng)的生成焓和吉布斯自由能(Gm)進行了計算。結(jié)果表明Mg-Ti 二元系生成焓為正值，說明這兩種元素不能自發(fā)發(fā)生反應(yīng)[10]。而Mg-Al、Mg-Ni、Al-Ni、Ni-Ti 和Al-Ti二元系化合物的生成焓均為負值，說明這三組金屬元素均可以自發(fā)反應(yīng)，如圖11 所示，在958 K[71]時，Al-Ni 二元系具有最低的生成焓(–35.19 kJ/mol)，說明在界面區(qū)域內(nèi)Al 和Ni 原子之間有優(yōu)先發(fā)生反應(yīng)的可能。然而在2 000 K[27]時，Ni-Ti 二元系具有最低的生成焓，在較高熱量輸入下，Ni 原子向Ti 板擴散的速度比Al 原子更快。可見原子擴散遷移的動力學(xué)條件決定了界面層生成物的次序和類型。

圖11 熱力學(xué)模型計算結(jié)果：(a) 溫度T=958 K 時Al-Ni、Al-Mg、Mg-Ni 和Mg-Ti 二元熔體的生成焓ΔHAl-Ni、ΔHAl-Mg、ΔHMg-Ni和ΔHMg-Ti曲線圖[71]；(b) T=2 000 K 時Mg-Ni、Mg-Al、Mg-Ti 和Ni-Al、Ni-Ti、Al-Ti 二元熔體的生成焓ΔHMg-Ni、ΔHMg-Al、ΔHMg-Ti、ΔHNi-Al、ΔHNi-Ti和ΔHAl-Ti曲線圖[27]Fig.11 Calculation results of thermodynamic model:(a) Temperature T=958 K, formation enthalpy ΔHAl-Ni, ΔHAl-Mg, ΔHMg-Niand ΔHMg-Ticurves of Al-Ni,Al-Mg, Mg-Ni and Mg-Ti binary melts[71]; (b) T=2 000 K, formation enthalpy ΔHMg-Ni, ΔHMg-Al, ΔHMg-Ti, ΔHNi-Al, ΔHNi-Ti, ΔHAl-Ticurves of Mg-Ni, Mg-Al, Mg-Ti and Ni-Al, Ni-Ti, Al-Ti binary melts[27]

4 鈦/鎂雙金屬界面強化方法展望

鎂合金和鈦合金都是具有廣闊應(yīng)用前景的輕質(zhì)合金材料，實現(xiàn)鎂、鈦雙金屬的可靠連接既可以拓寬鈦合金、鎂合金這兩種金屬材料的應(yīng)用范圍，又能滿足未來多元化的產(chǎn)品需求和輕量化的發(fā)展趨勢，具有巨大的實際應(yīng)用價值和發(fā)展前景。目前，對于鈦/鎂雙金屬的復(fù)合方法研究已取得了一定的進展，特別是針對鈦/鎂合金間的特殊性質(zhì)差異，應(yīng)用焊接、熱軋、鑄造和粉末冶金等工藝方法，配合其他元素調(diào)整界面反應(yīng)實現(xiàn)了鈦/鎂雙金屬的復(fù)合。但對界面反應(yīng)的調(diào)控還不足，以下是對鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料界面強化的研究展望：

(1) 對鈦/鎂雙金屬的界面反應(yīng)及界面層化合物的成核和生長的控制研究不足，接頭界面結(jié)合區(qū)域以簡單平面為主，界面結(jié)合質(zhì)量還有待提高。制備使用性能的雙金屬復(fù)合材料的關(guān)鍵是解決界面結(jié)合問題，現(xiàn)有研究大多都是采用在添加中間過渡金屬的方式來改善界面反應(yīng)，雖經(jīng)過探索得到合適的涂層厚度和界面產(chǎn)物，但未對界面層的厚度、產(chǎn)物的大小和類型等進行預(yù)先的精確控制，且難以得到穩(wěn)定結(jié)合的界面。需要找尋更加精確定量的控制方法調(diào)整界面反應(yīng)，以提高界面的冶金結(jié)合和機械結(jié)合；

(2) 目前鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料偏重于復(fù)合機制研究，對雙金屬復(fù)合材料的性能研究比較缺乏。鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料在服役過程中會受到外力、溫度、電磁場等的作用，界面結(jié)合強度不再是評判復(fù)合材料能否被使用的唯一指標，中間層金屬與鈦、鎂反應(yīng)生成的產(chǎn)物不但會影響界面結(jié)合質(zhì)量，還會影響復(fù)合材料的耐熱、導(dǎo)電、腐蝕性等性能。但是，這些金屬間化合物對復(fù)合材料的性能是如何影響的及影響大小還未知。因此，需要深入研究中間層產(chǎn)物與鎂/鈦復(fù)合材料的耐熱、導(dǎo)電及腐蝕性之間的影響機制；

(3) 鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料的制備成形加工與鎂合金及鈦合金材料的回收復(fù)用之間存在相互矛盾及相互關(guān)聯(lián)的關(guān)系，復(fù)合材料制備時需要鎂/鈦雙金屬界面的結(jié)合強度越高越好，但再生復(fù)用時要求界面結(jié)合強度低且易于分離，因此合理設(shè)計和控制界面結(jié)合的化學(xué)成分及組織、結(jié)合強度，有利于鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料的回收和再利用；

(4) 雖然鈦/鎂雙金屬具有廣闊的應(yīng)用前景，但當前使其達到較大規(guī)模的實際工程應(yīng)用有很長的距離，歸因于中間層金屬的添加帶來生產(chǎn)效率低的問題，如何實現(xiàn)鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料短流程制備，并且實現(xiàn)鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料設(shè)計與制備一體化是關(guān)鍵；

(5) 運用數(shù)值模擬對鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料制備成形過程的多物理場進行預(yù)測及工藝優(yōu)化。開展鎂/鈦雙金屬復(fù)合材料組成-界面組織結(jié)構(gòu)-性能-工藝參數(shù)等方面的數(shù)值模擬及仿真，從而優(yōu)化鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料復(fù)合工藝參數(shù)。采用數(shù)值模擬對雙金屬材料連接過程進行仿真以獲得連接過程中界面的應(yīng)力應(yīng)變、溫度場和殘余應(yīng)力場等物理場，對界面結(jié)合和復(fù)合材料的塑形變形行為進行預(yù)測；

(6) 采用材料熱力學(xué)及動力學(xué)、第一性原理、分子動力學(xué)等理論，利用計算相圖技術(shù)構(gòu)建鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料中間層元素的擴散動力學(xué)模型，對中間層的厚度，生成金屬間化合物的種類、含量、尺寸大小、形貌及數(shù)量等進行預(yù)測，進而對鈦/鎂雙金屬復(fù)合材料的性能進行優(yōu)化評估。

5 結(jié) 論

(1) 鎂合金比強度和比剛度高，同時具有優(yōu)異的阻尼性能和機械加工性，但絕對強度低及較差的高溫性能和耐蝕性限制了鎂合金的應(yīng)用范圍。鈦合金是具有更高比強度和耐蝕性優(yōu)異的輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料，實現(xiàn)鎂合金和鈦合金的復(fù)合既能拓寬鎂合金的應(yīng)用范圍，又能彌補鈦合金制造成本高的劣勢。

(2) 鎂、鈦異種雙金屬的復(fù)合方法主要包括焊接、鑄造、熔體浸滲透、軋制和粉末冶金。不同的復(fù)合方法具備不同的工藝特點。激光焊接采用Ni 作中間層可獲得較高的結(jié)合強度。相對于焊接技術(shù)，固-液復(fù)合鑄造工藝簡單，成本較低，也可獲得界面結(jié)合強度相當?shù)逆V/鈦雙金屬；增材制造技術(shù)與傳統(tǒng)鑄造相結(jié)合可制備高強度和高阻尼性能的鎂/鈦互穿相復(fù)合材料。軋制制備鎂/鈦復(fù)合板材成本較低，但板材容易出現(xiàn)邊裂和變形不協(xié)調(diào)等問題。粉末冶金制備鎂/鈦復(fù)合材料時，采用Ti-6Al-4V 顆粒相比于純Ti 顆粒制備鎂/鈦復(fù)合材料時，塑形和強度更高。

(3) 界面強化方法主要是采用Al、Zn、Ni、Cu 純金屬及Al/Zn、Al/Si、FeCoNiCr/Al 和鎂合金等合金作中間層，在一定條件下使這些金屬元素發(fā)生擴散與Mg 或者Ti 發(fā)生反應(yīng)，或者合金中的元素擴散與Mg、Ti 發(fā)生共晶反應(yīng)，以此來獲得冶金結(jié)合界面。中間層金屬與Mg、Ti 的反應(yīng)產(chǎn)物影響界面結(jié)合質(zhì)量，目前研究主要是通過調(diào)整工藝參數(shù)和采用復(fù)合中間層來調(diào)控脆性金屬間化合物的生成，或者采用熱處理工藝來強化中間層金屬與Ti 的擴散反應(yīng)，進而能夠獲得較高的界面結(jié)合強度。